CN100489133C - 高温特性优良的瓶罐用铝合金板 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其能够防止涂装热处理时的热变形、确保热处理后的罐强度，其含有Mn：0.7～1.5%、Mg：0.8～1.7%、Fe：0.1～0.7%、Si：0.05～0.5%、Cu：0.1～0.6%；余量是Al及不可避免的杂质，并且，晶粒组织为通过观察测得的板厚方向中央部的上表面晶粒的平均长宽比为3以上的、沿轧制方向伸长的组织，Cu固溶量为0.05～0.3%，其为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的溶液中的Cu量，Mg固溶量为0.75～1.6%，其为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的溶液中的Mg量，在成形性不受阻碍的前提下，高温特性被提高。

Description

高温特性优良的瓶罐用铝合金板

技术领域

本发明涉及高温特性优良的瓶罐用铝合金板(瓶罐用原材板)。作为瓶罐(饮料罐)的罐体材料，被薄壁化到0.2mm以下(在罐体中央部的壁厚薄的位置是120～130μm)板厚且在高温下施行热处理时，强度降低少且能够确保高强度，并且也不易变形等。本发明中所说的所谓铝合金板是以通过热轧—冷轧而轧制的轧制板(冷轧板)为例进行说明，但其为包含这种冷轧板、且可广泛应用于铝合金板的冷轧板。下面将铝合金称为Al合金。

背景技术

作为铝系饮料罐，多用将罐体和罐盖(罐端)通过卷边接合加工得到的两片铝合金罐。所述罐体为将铝系冷轧板进行DI加工(深冲加工及减薄拉深)，按规定的尺寸实施修剪之后，进行脱脂、洗净处理，还进行涂装及印刷并烧上彩花(烘烤)，通过缩颈加工及凸缘加工制造出罐体缘部。

作为所述盖主体用的冷轧板，一直以来广泛使用Al—Mg—Mn系合金的JIS3004合金、3104合金等硬质板。该JIS3004合金、3104合金减薄拉深性优良、强度高，因此即使以高轧制率实施冷轧时也表现出比较良好的成形性，由此，作为DI罐体材料是合适的。

另一方面，瓶罐为在铝合金板的两面形成热可塑性树脂皮膜层，涂敷有润滑剂的冲头冲孔而得到坯料，将该坯料进行深冲成形为杯状，然后，对该杯状的成形品再进行深冲和拉伸加工或减薄拉深(DI加工)，成形为主体部被小径化、薄壁化的有底圆筒状的罐。然后，通过对罐底部侧进行多次深冲，使肩部和未开口的口部成形，在洗净及修剪等之后，在罐体部实施印刷、涂装工序，使口部开口形成卷边部及拉环部(拉环·卷边成形)在拉环部的相反侧部分实施边缘向内弯曲加工和凸缘加工，由封口机将另外成形的底盖卷边接缝，由此得到瓶罐(参照专利文献1)。

这样，在两片罐中，对铝合金板进行基础处理(铬酸盐等)之后，进行树脂被覆(树脂涂敷或箔片层压)，接着冲成圆形的坯料，杯成形之后实施深冲加工，并实施印刷·涂装、缩颈、修剪等处理。

另外，在具有带拉环的口部的瓶罐中，对铝合金板进行准备处理(铬酸盐等)之后，进行树脂被覆(树脂涂敷或箔片层压)，接着冲成圆形的坯料，杯成形之后实施深冲加工，并实施修剪、印刷及涂装，拉环·卷边成形后实施颈部凸缘成形。

通常，瓶罐的罐体在DI加工之后紧接着罐体的水平方向截面成为大致正圆状。但是，在用于提高印刷涂装时及层压箔片的粘合性的热处理时，罐体被加热到200℃以上的温度。

此时罐体自身从原来的约0.3～0.4mm板厚的冷轧板被薄壁化到0.2mm以下的壁厚。因而，接受这种超过200℃的高温中的热处理时，DI加工时的加工应变及残余应力被释放，引起罐体热软化。

在这种情况下，易软化的材料软化程度显著，罐的强度及硬度显著下降，存在不能充分确保罐强度的问题点。

另外，罐的圆周方向软化的程度不均匀，因此，罐体的横截面不是成形的正圆而变形为椭圆，存在罐体的形状不一致的问题点。

近年来，出于罐轻量化的要求，铝罐的壁厚逐渐减薄到0.2mm以下的水平，由于上述热软化造成的罐体的强度和硬度的下降、罐体的形状不均匀化等现象变得显著起来。

还有，近年来，出于罐的生产性提高的观点，用于提高所述印刷涂装时及层压箔片的粘合性的热处理，例如正在以290℃×20秒、和更高温化、短时间化的高速化进展。这种倾向也更加助长由于上述热软化造成的罐体的强度和硬度的下降、及罐体的形状不均匀化。

对此，为了防止由该热软化造成的罐体的强度和硬度的下降、及变形，若增加壁厚，则罐重量增加，另外，不增加壁厚而使铝材料自身的强度增加时，在所述减薄拉深成形时，有产生断裂的不合格现象。因而，针对这种问题，仅用现有罐体材料及方法已不能应对。

对于由上述热软化造成的罐体的形状不均匀化，目前，能够防止该涂装热处理时的热变形而得到正圆度高的DI罐的DI罐用铝合金板已经被提出(专利文献2)。具体而言，作为DI罐用铝合金板，其要则为：通过含有Mn：0.5～1.3质量％、Mg：0.5～1.3质量％、Cu：0.1～0.3质量％、Fe：0.2～0.6质量％、Si：0.1～0.5质量％的铝合金组成，在烘焙温度T(℃)为230～270℃的条件下进行20分钟热处理时的、热处理前后的拉伸强度的变化ΔTS减小。

此外，为了提高对罐的成形性，也要控制其组织，目前，很多已被提出。例如，将热轧板的Mn固溶量及结晶粒径控制在规定的范围，使热轧板的制耳率稳定且稳定在—3～—6％，其后，通过使这些热轧板不进行中间退火而进行冷轧，使得到的冷轧板的制耳率稳定且稳定在0～2％，这一方案已被提出(专利文献3)

专利文献1：特开2001—162344号公报(全文)

专利文献2：特开2003—277865号公报(全文)

专利文献3：特开2003—342657号公报(全文)

但是，所述Mn固溶量及结晶粒径等只能控制目前用于制耳率稳定化的铝合金板组织的冶金因子，不能防止涂装热处理时的热变形。

另外，如所述专利文献2所述，仅仅利用Mn、Mg、Cu、Fe、Si等铝合金组成控制由所述的热软化造成的罐体的强度降低及变形存在很大的限制。

即，所述专利文献2只对其规定的以至于假定的230～270℃×20分钟的热处理有效。但是，对此，如前所述，对于290℃×20秒、和更高温化、短时间化的高速化热处理，尤其是热处理温度更高温，罐体进一步薄壁化，因此，不能防止由于热软化造成的罐体的强度和硬度降低及变形。

发明内容

本发明是鉴于上述问题而开发的，目的在于提供一种高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其以DI加工等的成形性的确保为前提，即使对于更高温化短时间化的高速化热处理，也能够防止涂装热处理时的热变形、确保热处理后的罐强度并且得到正圆度高的瓶罐。

为了实现该目的，本发明的高温特性优良的瓶罐用铝合金板的特点是：含有Mn：0.7～1.5％(质量％，下面相同)、Mg：0.8～1.7％、Fe：0.1～0.7％、Si：0.05～0.5％、Cu：0.1～0.6％；余量是Al及不可避免的杂质，并且，晶粒组织为为在板厚方向中央部的上表面观察到的晶粒的平均长宽比为3以上的沿轧制方向伸长的组织，Cu固溶量为0.05～0.3％，其为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的溶液中的Cu量，Mg固溶量为0.75～1.6％，其为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的溶液中的Mg量。

根据本发明，在瓶罐的DI罐体中，主要是从制造成本的降低及轻量化的目的出发，如上所述，要求进一步的薄壁化。为了实现该薄壁化，必需以不会招来屈曲强度的降低的方式实现材料即铝合金冷轧板的高强度化。另外为了实现薄壁化，还强列要求DI成形时的制耳率低。若DI成形时的制耳率降低，则能够提高成形时的有效利用率，还能够防止起因于罐体的边部断裂的罐体断裂。

因此，如前所述，目前，为了使制耳率高度地稳定化，公知的是控制瓶罐的DI罐体材料即铝合金冷轧板的特别组织的冶金性因子。有代表性的是结晶粒径的微细化控制、Mg₂S化合物的个数及大小的控制、添加元素的显微偏析抑制、Mn等合金元素的固溶量控制、立方体方位的控制等。

但是，作为本发明的课题，控制用于防止涂装热处理时的热变形的材料，即铝合金冷轧板组织的冶金因子的技术还没有实质性的提案。这是由于还没有和涂装处理时热变形相关的组织的冶金因子的见解。另外，只是控制用于上述制耳率稳定化的公知的各种组织的冶金因子，不能防止涂装热处理时的热变形。

对此，在本发明中，即使在有数的组织的冶金因子内，晶粒的状态、还有组织中的Cu固溶量和Mg固溶量与热处理后的罐强度及涂装热处理时的热变形相关的情况也已被认知。

另外，这些组织的冶金因子不但不会阻碍制耳率的稳定化，反而还有使制耳率稳定化的作用，因此，确保热处理后的罐强度及抑制了涂装热处理时的热变形之后，能够确保DI加工等的成形性。换言之，确保热处理后的罐强度及抑制了涂装热处理时的热变形之后，能够成为确保基本的要求特性即DI加工等的成形性的铝合金板。

通过将铝合金板的晶粒控制为非等轴粒、且平均长宽比为2以上的、沿轧制方向伸长的组织，由此，能够抑制对于更高温化、短时间化的高速化热处理的、涂装热处理时的热变形，也能够确保热处理后的罐强度。

而且在本发明中，在该晶粒的形状控制的基础上，还将组织中的Cu固溶量和Mg固溶量一并控制在最佳范围。

Cu固溶量和Mg固溶量对高温热处理时的耐软化特性有较大影响。因此，通过一并确保Cu固溶量和Mg固溶量，能够提高高温热处理时的耐软化特性、抑制椭圆变形。另外，Mg固溶量对高温热处理时的强度特性有较大影响。因此，通过确保Mg固溶量能够确保高温热处理后的强度。

所述的现有技术的Mn等其它合金元素的固溶量控制，有助于冷轧板的制耳率的降低等、提高DI加工等的成形性。但是，在作为本发明的课题的、涂装热处理时的热变形抑制及热处理后的强度确保方面，与Cu固溶量和Mg固溶量的控制效果相比明显地小。因而，即使确保了Mn等其它合金元素的固溶量，也不能抑制涂装热处理时的热变形，也不能确保热处理后的罐强度。

通过将铝合金板的晶粒控制为非等轴粒、且平均长宽比为2以上的、沿轧制方向伸长的组织，能够抑制对于更高温化、短时间化的高速化热处理的、涂装热处理时的热变形，也能够确保热处理后的罐强度，本发明以此为第一目的，为了确实地产生该效果，在本发明中，还进行以下控制，以抑制该组织中的各向异性。即，相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸强度内最大值和最小值的差为25MPa以下，通过相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸试验测得的n值内、最大值和最小值的差为0.03以下。

因而，本发明第二方面提供一种高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其含有Mn：0.7～1.5％(质量％，下面相同)、Mg：0.8～1.7％、Fe：0.1～0.7％、Si：0.05～0.5％、Cu：0.1～0.6％，余量是Al及不可避免的杂质，并且，晶粒组织为为在板厚方向中央部的上表面观察到的晶粒的平均长宽比为3以上的沿轧制方向伸长的组织，还有，相对于轧制方向成0°、45。、90°各方向的拉伸强度内，最大值和最小值的差为25MPa以下，通过相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸试验测得的n值内，最大值和最小值的差为0.03以下。

根据本发明第二方面，在利用通常的热轧及冷轧的铝合金板制造工序中，尤其是使热轧板进行在中途的退火(中间退火)并冷轧直到最终的板厚时，产生冷轧率不得不高的强度各向异性，在相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸强度之间，产生约30MPa以上的差。强度各向异性变高时，杯成形、减薄拉深后的内部应力在圆周方向不均匀，实施用于提高印刷涂装及层压箔片的粘合性的热处理时，恢复程度不均匀，容易产生椭圆变形。这是在施行通常的热轧及冷轧时，不能防止涂装热处理时的热变形的理由。

另外，即使将热轧板在中途不施行退火直达最终的板厚进行冷轧时，冷轧率不得不增高，容易产生强度各向异性。因此，在相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸强度之间产生差，同样地，容易产生椭圆变形。这是在前述的没有中间退火的现有冷轧中，不能防止涂装热处理时的热变形就是根据这个理由。

对此，本发明为了提高对罐的成形性及强度，不是在通路间(冷轧途中)施行中间退火的通常的冷轧，而是使热轧板在中途不进行退火，即使直达最终的板厚进行冷轧时，也能够抑制所述涂装热处理时的热变形，确保热处理后的罐强度。

另外，如上所述，本发明为通过将铝合金冷轧板的晶粒控制为非等轴粒，且平均长宽比为3以上的、沿轧制方向伸长的组织，能够抑制对于更高温化、短时间化的高速化热处理的、涂装热处理时的热变形，并能够确保热处理后的罐强度的发明，而为了使该效果成为确实的效果，在本发明中还控制该组织中的分散粒子。即，将分散粒子的平均粒子尺寸微细化到5μm以下，并且将表示铝的液相和固相的固液共存温度范围的ΔT控制在40℃以下。

该固液共存温度范围ΔT越大，Al(Fe、Mg)系金属间化合物等分散粒子、和铝的液相的固液共存温度范围成分系越大。即，容易受由制造条件造成的结晶物相的变动而成为其形态容易散乱的成分系，成为容易生成粗大的化合物粒子的组织。

相反地，可以说该固液共存温度范围ΔT越小，分散粒子、和铝的液相的固液共存温度范围成分系越小，金属间化合物的稳定相和准稳定相生成的散乱越小，并且，化合物粒子是微细的组织。

附图说明

图1是通过DI成形板材而得到的杯的展开图；

图2是表示本发明中规定的ΔT的示意状态图；

图3是用于计算求出ΔT的计算状态图。

具体实施方式

(Al合金冷轧板组成)

首先，对本发明的Al合金冷轧板优选的化学成分组成(单位：质量％)包含各元素的规定理由如下进行说明。

本发明的高温特性优良的瓶罐用铝合金冷轧板的组成含有Mn：0.7～1.5％、Mg：0.8～1.7％、Fe：0.1～0.7％、Si：0.05～0.5％、Cu：0.1～0.6％，余量是Al及不可避免的杂质。

但是，在本发明中，以能够确保Mg、Cu的固溶量的方式优选对主要构成元素(Mn、Mg、Fe、Cu、Si)的成分平衡进行成分设计。由此，铸造时，在平均尺寸5μm以下生成微小稳定的结晶物，并且能够控制为最合适的Cu固溶量或Mg固溶量的组织。

Mn：0.7～1.5％

Mn有助于强度的提高，并且是有助于成形性提高的有效元素。尤其是本发明的罐身材料(冷轧板)在DI成形时进行减薄拉深，所以Mn极其重要。

更详细地说，Mn形成Al—Fe—Si系金属间化合物(α相)等种种Mn系金属间化合物。而且所述α相分布越合适，越能够提高减薄拉深性。即在铝板的减薄拉深加工中，通常使用乳化系润滑剂，但所述α相的量少时，使用乳化系润滑剂润滑性也不足，可能产生被称为表面机械损伤的磨伤及烧结等外观不良。因而，为了防止减薄拉深时的表面缺陷，Mn也是不可缺少的元素。

Mn的含量过少时不能发挥上述效果。因此，Mn的含量为0.7％以上，优选0.8％以上，优选0.85％以上，还优选0.9％以上。

另一方面，Mn过量时，MnAl₆的初晶巨大金属化合物结晶，成形性降低。因此，Mn含量的上限设定为1.5％，优选1.3％，还优选1.1％，还优选1.0％。

(Mn固溶量)

铝合金冷轧板的Mn固溶量如前所述，通过和成无中间烧钝的冷轧进行组合，有助于提高冷轧板的制耳率降低等DI加工的成形性。因而，为了提高DI加工等成形性，作为通过利用热苯酚的残渣萃取法和尺寸超过0.2μm的析出物分离后的金属溶液中的Mn量(固溶Mn量和粒子尺寸0.2μm以下的析出物中的Mn量的合计量)，优选为0.12～0.38％。Mn固溶量不足0.12％则没有DI加工等成形性提高的效果，而Mn固溶量超过0.38％时，冷轧时的加工硬化过量，反而降低DI加工等成形性的可能性高。

Mg：0.8～1.7％

Mg单独时通过固溶强化在能够提高强度方面是有效的。另外，通过与后述的Cu一起含有，将本发明的罐身材料(冷轧板)最终退火(也叫做工艺退火。例如温度：100～150℃、时间：1～2小时的退火)，其后，进行制罐并烘焙(上彩印刷)时，能够抑制软化。即，含有Mg及Cu两者时，在热轧阶段能够确保Cu固溶量，且在进行烘焙(上彩印刷)时析出Al—Cu—Mg，因此能够抑制烘焙时的软化。

Mg的含量过少时不能确保Mg固溶量，不能发挥高温热处理时的耐软化特性的提高效果。因此，Mg的含量设定为0.8％以上，优选0.9％以上，更优选1.0％以上。

另一方面，Mg过量时容易产生加工硬化而降低成形性。因此，Mg含量的上限设定为1.7％，优选1.6％，更优选1.35％。

另外，Mg对Mn的析出量及固溶量也有一定影响。即，Mg越多，Al一Fe—Si系金属间化合物(α相)的析出量越被抑制，Mn固溶量容易增多。因此，最好根据其和Mn固溶量的关系确定Mg含量。

(Mg固溶量和0.2μm以下的微细析出中的Mg量的和)

Mg固溶量和0.2μm以下的微细析出中的Mg量的和、与Cu固溶量和0.2μm以下的微细析出中的Cu量的和一起较大地影响高温热处理时的耐软化特性。目前，在所述专利文献3中，是以制耳率分散稳定化为目的规定Mn固溶量及Cu固溶量的专利，在通过本发明要解决的课题即中间退火工序中，为了抑制罐加热后的椭圆变形，只靠现有的控制是不充分的，还有必要控制Mg的固溶、析出状态。关于Mg的存在状态，详细调查的结果可知，是Mg不仅作为目前所说的固溶及微细析出物，而且在Al—Fe—Si系或Al—Mn—Fe—Si系的粗大的析出物中也可固溶，其量多时，固溶Mg、微细析出的Mg量减少，容易产生椭圆变形。还有，Mg固溶量也对高温热处理后的强度特性具有较大影响。因而，在本发明中，和Cu固溶量一起确保Mg固溶量，使得高温热处理时的内软化性提高，并且也确保高温热处理后的强度。

因此，在本发明中，作为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离后的金属溶液中的Mn量(固溶Mn量和粒子尺寸0.2μm以下的析出物中的Mn量的合计量)，设定为0.75～1.6％。

粒子尺寸超过0.2μm的粗大的析出物中的Mg量反而使高温热处理时的耐软化特性及高温热处理后的强度特性降低。因而，确保Mg固溶量也与限制粒子尺寸超过0.2μm的粗大的析出物有关系。

另外，作为事实不仅固溶了的Mg，粒子尺寸为0.2μm以下的析出物中的Mg量也和固溶了的Mg同样使得高温热处理时的耐软化特性提高，并且，也确保高温热处理后的强度，因此，在本发明中，将固溶Mg量和粒子尺寸为0.2μm以下的析出物中的Mg量的合计量作为固溶Mg量而规定。因此，将固溶Mg量作为和通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中Mg量而进行规定。

该Mg固溶量超过1.6％时也使冷轧时的加工硬化过量，反而使DI加工等的成形性降低。

Fe：0.1～0.7％

Fe具有使晶粒微细化的作用，还生成上述的Al—Fe、Mn—Si系金属间化合物(α相)，因此有助于成形性的提高。还有，Fe在促进Mn的结晶及析出、控制铝基地中的Mn固溶量及Mn系金属间化合物(所述α相等)的分散状态方面是有用的。另一方面，在存在Mn的前提下Fe过量时，容易发生巨大的初晶金属间化合物，可能损坏成形性。

因而，Fe的含量可根据Mn的含量进行设定，Fe和Mn的质量比(Fe/Mn)例如为0.1～0.7的范围，优选0.2～0.6的范围，更优选0.3～0.5的范围。

还有，Mn的含量为上述范围时，Fe的下限含量设定为0.1％以上，优选0.2％以上，更优选0.3％以上。另外，Fe的上限含量为0.7％以下，优选0.6％以下，更优选0.5％以下。

Si：0.05～0.5％

Si是为生成Al—Fe—Mn—Si系金属间化合物(α相)、控制Mn系金属间化合物的分散状态的有用元素。α相越恰当地分布，越能够提高成形性。

因此，Si的含量设定为0.05％以上，优选0.1％以上，更优选0.2％以上。另一方面，Si过量时，由时效硬化带来材料过硬，成形性降低。因此，Si的含量的上限为0.5％，优选0.45％，更优选0.4％。

Cu：0.1～0.6％

Cu在冷轧钢板的制罐时进行烘焙(上彩印刷)时析出Al—Cu—Mg，并且和Mg一起含有，通过固溶Mg和固溶Cu的作用能够抑制软化。因此，Cu含有的下限量设定为0.1％以上，以下0.15％以上，更优选0.2％以上。另一方面，Cu过量时，虽然容易得到时效硬化，但是由于变得过硬，成形性降低还使耐食性也劣化。因此，Cu含有的上限量为设定为0.6％，优选0.5％，更优选0.35％。

除Cu以外，作为同等效果的强度提高元素可例举Cr、Zn等。这方面，在Cu的基础上还可以选择性地含有Cr、Zn的一种或两种。

(Cu固溶量和0.2μm以下的微细析出中的Cu量的和)

Cu固溶量和0.2μm以下的微细析出中的Cu量的和与Mg固溶量和0.2μm以下的微细析出中的Mg量的和一起，较大地影响到高温热处理时的耐软化特性。

因此，在本发明中，通过利用热苯酚的残渣萃取法和尺寸超过0.2μm的析出物分离后的溶液中的Cu量(固溶Cu量和粒子尺寸0.2μm以下的析出物中的Cu量的合计量)，设定为0.05～0.3％。

粒子尺寸超过0.2μm的粗大的析出物中的Cu量反而使高温热处理时的耐软化特性及高温热处理后的强度特性降低。因而，确保Cu固溶量也与限制粒子尺寸超过0.2μm的粗大的析出物有关系。

另外，作为事实不仅固溶的Cu，粒子尺寸为0.2μm以下的析出物中的Cu量也和固溶了的Cu同样使得高温热处理时的耐软化特性提高，并且，也确保高温热处理后的强度，因此，在本发明中，将固溶Cu量和粒子尺寸为0.2μm以下的析出物中的Cu量的合计量作为固溶Mg量而规定。因此，将固溶Cu量作为和通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中Cu量而进行规定。

该Cu固溶量不足0.05％时，高温热处理时的耐软化特性不足，不能抑制罐的变形，并且，高温热处理后的强度也降低。

另一方面，该即使Cu固溶量超过0.3％，冷轧时的加工硬化过量，反而使DI加工等成形性方面降低。另外，耐食性也降低。

Cr：0.001～0.3％

此时，Cr的含量为了强度提高效果的发挥，设定为0.001％以上，优选设定为0.002％以上。另一方面，Cr过量时，巨大结晶物生成而成形性降低。因此，Cr含量的上限设定为0.3％，优选设定为0.25％。

Zn：0.05～1.0％

另外，含有Zn时Al—Mg—Zn系粒子时效析出，由此能够提高强度。为了发挥该效果，Zn含量设定为0.05％以上，优选0.06％以上。而Zn过量时，耐食性降低。因此，Zn含量的上限设定为0.5％，优选为0.45％。

Ti：0.005～0.2％

Ti是晶粒微细化元素。欲发挥该效果时选择性地含有。此时的Ti的含量设定为0.005％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.015％以上。还有，Ti过量时，巨大的Al—Ti系金属间化合物结晶而阻碍成形性。因而，Ti含量的上限设定为0.2％，优选为0.1％，更优选为0.05％

所述Ti单独含有也可以，也可以和微量B一起含有。和B并用时更具有提高晶粒的微细化效果。因此选择性地含有的B的含量设定为0.0001％以上，优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。而B过量时，生成Ti—B系的粗大粒子使成形性降低。因而，B含量的上限设定为0.05％，优选为0.01％，更优选为0.005％。

以上记载的元素以外是不可避免的杂质，为了不阻碍上述特性，含量基本上越少越好，但容许在不阻碍上述特性的范围，含有JIS规格等记载的3000系铝合金的各元素的上限值。

(Al合金冷轧板组织)

其次，下面对本发明Al合金冷轧板组织进行说明。

(晶粒的平均长宽比)

如前所述，将铝合金冷轧板的晶粒设定为不仅是通常的等轴粒，而且是平均长宽比为3以上的、沿轧制方向被伸长的粒子，由此，能够抑制相对被更高温化、短时间化的高速化热处理的涂装热处理时的热变形，也能够确保热处理后的罐强度。

即，通过将铝合金冷轧板的晶粒设定为沿轧制方向的伸长粒，在赋予其减薄拉深加工性，确保DI加工等成形性方面，在本发明中规定的上述成分组成和后述的固溶、析出状态组织的基础上，能够确保热处理后的罐强度。由此，涂装处理时的热变形也被抑制。

在晶粒的平均长宽比不足3时，其和通常的等轴粒差别显著增大，由于不满足上述效果，因此不能实现涂装热处理时的热变形的抑制及热处理后的罐强度的确保。在这一点上，晶粒沿轧制方向的伸长越大越好，更理想的是晶粒的平均长宽比为3.1以上。

晶粒的长宽比在未实施中间退火的工序中，热轧板的晶粒组织、由冷轧压延率及冷轧温度决定。在这一点上，晶粒的平均长宽比的上限由用于形成伸长粒的热轧及冷轧等制造工序的能力限度决定，其标准为6左右。

(平均长宽比测定方法)

晶粒的平均长宽比通过板厚方向中央部的上表面观察(偏光观察)测定。将调质处理后(瓶罐成形前)的板的板厚中央部、轧制面上表面利用机械研磨、电解研磨及剥皮液进行氧化处理后通过偏光观察而进行。

在上述板的板厚方向中央部自上表面对晶粒组织进行偏光观察时，根据结晶方位的不同出现白黑的差异。此时观察能够清楚地观察到轮廓，以视野内的晶粒为对象，测量各个晶粒的延伸方向的最大长度和板宽方向的最大长度。然后，计算该各个晶粒的(延伸方向的最大长度)/(板宽方向的最大长度)作为长宽比。用×100倍的光学显微镜观察，将测定的晶粒为100个，根据这些晶粒的长宽比的平均值求出晶粒的平均长宽比。

(各向异性抑制)

在本发明中，为了实现晶粒的平均长宽比，还为了提高罐的成形性及强度，即使热轧板在中途不进行退火、直达最终的板厚进行冷轧的情况下，也可抑制所述涂装热处理时的热变形，确保热处理后的罐强度。

由此，在本发明中，在抑制上述晶粒的同时，还可以抑制该组织中的各向异性的发生进行控制。具体而言，在该各向异性的控制中，选择抗拉强度和n值两个各向异性指标使用。

一个是抗拉强度，抗拉强度的各向异性增高时，如前所述，杯成形、减薄拉深后的内部应力在圆周方向不均匀，其在实施用于提高印刷涂装时及分层薄膜的密合性的热处理时，恢复程度不均匀，容易产生椭圆变形。

因而，为了减小抗拉强度的各向异性，只能减小相对于铝合金板的拉伸方向0°、45°、90°各方向的抗拉强度内最大值和最小值的差。具体地说，将该差设定为25MPa以下，理想的是设定为20MPa以下。

除上述抗拉强度以外，加工硬化指数即n值的拉伸方向的各向异性也很重要。N值的各向异性大时，例如，即使上述抗拉强度的各向异性减小(即使在规定范围内)，由于杯成形、减薄拉深增加的内部应力在圆周方向变得不均匀，其在实施用于提高印刷涂装时及分层薄膜的密合性的热处理时，恢复程度不均匀，也容易产生椭圆变形。

因而，为了减小n值的各向异性，只能减小相对于铝合金板的拉伸方向0°、45°、90°各方向的n值内最大值和最小值的差。具体地说，将该差设定为0.03以下，优选定为0.028以下，更优选设定为0.025以下，进一步优选设定为0.02以下，最优选设定为0.015以下。

未满足这些的任一个或双方的各向异性指标的各向异性存在于铝合金板中时，只对罐的成形性不造成影响，但即使进行上述晶粒控制，也会产生所述涂装热处理时的热变形。即，在上述抗拉强度内最大值和最小值的差超过25MPa时、及/或上述n值内最大值和最小值的差超过0.03时，产生所述涂装热处理时的热变形。

(各向异性抑制方法)

即使热轧板在中途不进行退火而进行冷轧的情况下，为了满足双方的各向异性指标，尤其要控制热轧条件。具体地说，利用具备3～6个左右支架的串联式轧机进行热轧拉伸，使其中最终的支架中的卷材卷绕时的张力比较高，从而使被拉伸的板的前滑率提高。

在这一点上，使上述最终的支架的卷材卷绕时的平均张力至少超过20MPa，且尽可能地增高。卷绕时的平均张力在20MPa以下，容易产生Cube方位等的晶粒，在中途未退火而进行冷轧的情况下尤其使板的各向异性增大。另外，通常卷绕时的平均张力在5～10MPa范围内制造。

接着，对在本发明中控制铝合金冷轧板中的分散粒子的方面进行说明。如前所述，为了使上述伸长的晶粒的效果确实地发挥，在本发明中，还要控制该组织中的分散粒子的平均粒子尺寸。即，将0.5μm以上的粒子观察中的分散粒子的平均粒子尺寸微细化至5μm以下，并且，表示铝液的液相和固相的固液共存温度范围的ΔT设定为40℃以下。

(分散粒子的平均粒子尺寸)

铝合金冷轧板组织中的分散粒子为上述Al—Fe—Mn—Si系金属间化合物(α相)等各种金属间化合物，该分散粒子的平均粒子尺寸越细越好。

分散粒子的平均粒子尺寸超过5μm、粗大的分散粒子(析出化合物)的比例增多时，容易成为恢复、再结晶的核，在高温的软化增大，容易招致在高温热处理中椭圆变形及强度降低。因此，将上述伸长的晶粒的效果发挥抵消了。

因而，在本发明中，将0.5μm以上的粒子观察中的分散粒子的平均粒子尺寸设定为5μm以下，优选设定为4.5μm以下。

在此作为解析测定对象的分散粒子设定为0.5μm以上的尺寸(重心直径)。0.5μm以上的粒子的存在如上所述，涉及到耐软化特性的影响较大，因为不足0.5μm的粒子其影响度较小。另外，不足0.5μm的较小的分散粒子不易观察，利用本测定的测定值分散也增大，因此在本发明的规定、测定对象之外。

(平均粒子尺寸的测定)

0.5μm以上的粒子观察中的分散粒子的平均粒子尺寸使用扫描型显微镜(SEM)进行测定。更具体地说，将板厚中央部、拉伸面上表面的试验材料进行镜面研磨，使用500倍或1000倍的SEM(例如日立制作所制S4500型电场放出型扫描显微镜FE—SEM：Field Emission ScanninngElectron Microscoppy)观察研磨面的组织的约200μm×约150μm大小的各十个视野的组织。

此时，为了清楚地观察分散粒子相(金属间化合物)，利用反射电子像的观察进行观察。黑像为Al，以不同的对比度使分散粒子相变清楚。将这些分散粒子，作为图像解析的软件，使用MEDIACYBERNETICS社制的Image—ProPius，由图像解析求出各分散粒子的平均尺寸(重心直径的平均值)。所测定分散粒子的数量为用上述十个视野的组织观察中的合计200个以上，用其平均值算出。

(固液共存温度范围ΔT)

图2中示意性表示Al—Mg—Mn系合金的状态图，示意性表示铝的液相线、固相线而且主要的结晶物即AlMn系、Al(Fe、Mn)系化合物的结晶温度的关系。在图2中，Al的液相线和固相线之间的温度范围(温度差)为本发明中所说的固液共存温度范围ΔT。

该ΔT越为宽(长)的成分系，根据铸造时的凝固、冷却过程中的条件，越有使金属间化合物的稳定相和准稳定相生成的分散增大的倾向。此时，这些结晶物中，金属间化合物的构成元素以外的元素为被强制固溶的组织状态。因此，在为瓶罐体的状态、高温的软化增大，容易招致在高温热处理中椭圆变形及强度降低。因而，和分散粒子的平均粒子尺寸的粗大化一样，将上述伸长的晶粒发挥的效果抵消。

另外，ΔT越为宽(大)的成分系，在液相中金属间化合物越快速地成长，因此，粗大的化合物粒子容易分布。其结果能够使上述规定的分散粒子的平均粒子尺寸变得微细化。因此，如在上述分散粒子部分所说明的，粗大粒子成为恢复、再结晶的核，由热处理导致的瓶罐体的软化增大，容易引起椭圆变形。另外，粗大的化合物的存在本身容易成为罐表面缺陷、小洞的原因。

如上述说明，严格地说，作为ΔT，也有规定Al—Mn系金属间化合物的结晶温度和Al的固相温度范围的方法，但在本发明Al铝合金系中，Al合金系的融点和Al—Mn系化合物的结晶温度只变化4～7℃，因此，有时不能成为正确的指标。因此，在测定评价上，有时按ΔT评价非常的差(富余)，所以用能够成为正确的指标的、Al液相温度和固相温度的范围(温度差)进行规定。

该ΔT(固液共存温度范围)越窄(小)，分散粒子和铝的液相的固液共存温度范围越为小的成分系，金属间化合物的稳定相和准稳定相生成的分散越小，并且，化合物粒子成为微细化的组织。因此，在瓶罐体的主体的状态，高温的耐软化特性增强，能够抑制高温处理中的椭圆变形及强度降低。

如后述的实施例，随着ΔT增大，分散粒子的平均粒子尺寸也增大。而且，尤其是ΔT超过40℃时，分散粒子的平均粒子尺寸的粗大化倾向增大。因而，ΔT越为40℃以下的小的值越好，更优选为38℃以下，进一步优选为36℃以下，最优选为34℃以下。

(固液共存温度范围ΔT的算出)

ΔT的算出：通过利用差示热分析测定作为对象的铝合金冷轧板(试验片)的融点和铝的固液共存温度范围算出铝的液相共存温度范围ΔT。本发明铝合金系的范围大约645℃～660℃为融点，在大约600℃～630℃附近检测出的变化为固相温度。

试验装置例如使用日本真空技术理工制TG/DTA(TGD7000)，使用条件如下。

加热曲线图RT～700℃～RT：10℃/分

氛围气：Ar(100ml/分)

试料重量：约500mg

起始条件：氧化铝粉末

试料容器：氧化铝(长型8×10mm)

还有，除差示热分析以外，也可以根据计算状态图求出ΔT，但利用差示热分析求ΔT更正确。只是利用热力学的平衡状态图计算ΔT，在预先以ΔT为40℃以下的方式进行合金设计时有用。图3中例示利用后述的实施例表7的发明例的合金计算状态图计算的ΔT。

(ΔT的控制)

该ΔT的控制也根据后述的制造条件，但基本上是使铝的固液共存温度范围ΔT为40℃以下，通过本发明中的主要构成元素(Mn、Mg、Fe、Cu、Si)各成分平衡的设计进行控制。还有，作为各合金元素(成分)的一般倾向，Mn、Fe等从含量的规定范围的中央值增加含量或减少含量，并且，ΔT增大。另外，Mg、Cu、Si等具有由于含量的增加ΔT增大的倾向，在本发明的含量规定内，一般地，这些合金元素少时ΔT减小。

但是，作为瓶罐用铝合金冷轧板，为了满足所要求的强度、成形性等，难以简单地减少上述各主要构成元素的含量。

再者，Al(Fe、Mn)系金属间化合物的结晶温度，根据还增加了其以外的前述选择性的添加剂及杂质元素等的多元系平衡而变化。因而，该ΔT也根据其以外的前述选择性的添加剂及杂质元素等产生较大变化。

尤其是近年来，用于罐材的熔解原料中罐材废料所占的比例与金属相比年年在增加，基本成分元素以外混入的不可避免的杂质元素增多起来。作为这些不可避免的杂质元素是Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W等。这些元素的含量的总和(总量)，目前为0.01％以下，但随着近年来废料配合率增高，不可避免地混入0.015％以上、0.02％以上，根据情况，甚至达到0.05％或0.1％以上。

因而，即使上述各主要构成元素的量及选择的添加元素量相同，这些杂质元素量超过0.01％时，该ΔT也受其影响也产生较大变化。另外，由于合金化元素的种类不同，其影响也不同，而且在多成分系中，由于各成分的相互作用固液共存温度范围也发生变化。因此，在这些不可避免的杂质元素的量增多时，由于各成分系复杂的原因，只根据单纯的含量范围、基本成分平衡(Mg/Mn比等)，极难进行用于将固液共存温度范围ΔT设定为最适合范围的成分设计。

因而，进行ΔT的控制时，首先根据本发明中的主要构成元素(Mn、Mg、Fe、Cu、Si)及选择的添加元素各成分平衡的设计，进行满足作为瓶罐用冷轧板所要求的强度、成形性等的合金设计。

在此基础上，作为液相温度及固相温度等的计算方法，进行如所述图2的热力学平衡状态图计算，在以铝的固液共存温度范围ΔT成为40℃以下的方式进行合金设计的修正之后，实际进行试验制造，在后述的批量生产的制造条件下，需要预先验证铝的固液共存温度范围ΔT是否为40℃以下。

(制造方法)

本发明Al合金冷轧板可以是对现有均热、热轧、冷轧的制造工序不作大的改变的制造。但是作为本发明规定的组织，并且为了无阻碍地确保用于瓶罐成形的基本的材料特性(制耳率、强度)及成形性、减薄拉深加工性，需要将上述各个工序限定于最合适的条件范围，并且将这些工序组合。

(均热条件)

均热温度设定为550～650℃。均热温度过低时，均质化时间过长生产性降低，均热温度过高时，铸件块表面发生膨胀，因此在所述范围设定均热温度。优选的均热温度是580℃以上(尤其是590℃以上)、615℃以下(尤其是610℃以下)。

还有，均热时间(均质化时间)只要能够使铸锭均质化，越短越优选，例如12小时以下，优选为6小时以下，但在将均热温度设定为550℃以上时，均热时间需要6小时以上，在将均热温度设定为580℃以上时，均热时间需要5小时以上，在将均热温度设定为590℃以上时，均热时间需要4小时以上.

均热处理也可以分成多个阶段进行。在该情况下，上述均热处的升温速度、均热处理温度(均质化温度)及冷却速度的控制也可以在任一阶段进行，也可以在整个阶段进行，但优选为至少在第一阶段进行。

将第一阶段的均热处理温度设定在上述范围时，第二阶段以后的均热处理温度多比第一阶段的均热处理温度低。第二阶段以后的均热处理温度与第一阶段的均热处理温度相比，例如低10～100℃左右，优选为低50～100℃左右。

(热轧开始条件)

均热处理结束之后的铸锭的处理，也可以是一次冷却，然后再加热而进行热粗轧，或也可以不进行过度地冷却而在原状态进行热粗轧。不进行过度地冷却而在原状态进行热粗轧时，Cu固溶量和0.2μm以下的微细析出中Cu量的和作为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中的Cu量容易成为0.05～0.3％，Mg固溶量和0.2μm以下的微细析出中Mg量的和作为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中的Mg量容易成为0.75～1.6％。另外，能够利用均热处理后铸锭自身的发热，不仅能够节约生产时间及热能量，而且能够减小合金元素的析出物的数密度，能够降低制耳率。

在将铸锭一次冷却然后再加热的情况下，优选为以30℃/时间以上的速度快速加热。利用该快速加热，那样能够控制Mg及Cu向生成的粗大的化合物的固溶，或在粗大的析出物界面的析出，Cu固溶量和0.2μm以下的微细析出中Cu量的和作为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中的Cu量容易成为0.05～0.3％，Mg固溶量和0.2μm以下的微细析出中Mg量的和作为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中的Mg量容易为0.75～1.6％。另外，能够防止合金元素的析出物的数密度过高，能够降低制耳率。

(热粗轧条件)

将热轧分为粗轧和精轧并且连续地实施时，热粗轧的完成温度过低时，在下个工序的热精轧中因轧制温度低容易产生边部裂纹。另外，热粗轧的完成温度过低时，为在精轧后再结晶需要的自身热容易不足，而使结晶粒径过小。因此，热粗轧的完成温度优选420℃以上。更优选的完成温度是430℃以上(尤其是440℃以上)、470℃以下(尤其是460℃以下)。

为了将该热粗轧的完成温度设计为420～480℃，优选为将热粗轧的开始温度设计为例如490～550℃左右，优选为495～540℃左右，更优选为500～530℃左右。所述开始温度为550℃以下，也能够防止热粗轧的表面氧化。进而，由于能够防止再晶粒的粗大化，因此能够进一步提高成形性。

热粗轧完成后的铝合金板优选为连续地、快速地进行热精轧。通过快速热精轧能够防止在热粗轧中被蓄积的应变恢复，能够提高其后将得到的冷轧板的强度。热粗轧完成后的铝合金板优选为在例如5分钟以内、优选在3分钟内进行热精轧。

(热精轧条件)

热精轧的完成温度优选为310～350℃。热精轧工序是将合金冷轧板加工成规定尺寸的工序，轧制完成后的组织利用自体的热成为再结晶组织，因此，其完成温度给再结晶组织带来影响。通过将热精轧的完成温度设计为310℃以上，和接下来的冷轧条件一起将最终板组织作为沿平均长宽比为3以上的拉伸方向伸长的组织，并且，能够确保本发明中规定的Cu固溶量、Mg固溶量。热精轧的完成温度低于310℃时，即使增大接下来的冷轧板的冷轧率也难以成为所述本发明的组织。

另一方面，高过350℃时，不能使最终板组织成为沿平均长宽比为3以上的拉伸方向伸长的组织，并且，不能确保所要求的Mg固溶量。因而，热精轧的完成温度的下限设定为310℃以上，优选为320℃以上。另外，上限设定为350℃以下，优选设定为340℃以下。

(热精轧机的种类)

作为热精轧机，使用支架数为3以上的串联式热轧机。由于支架数为3以上，能够使每台的轧制率小，能够保持热轧板的表面性状并蓄积应变，从而能够进一步提高冷轧板及其DI成形体的强度。

(热精轧的总轧制率)

热精轧的总轧制率优选为80％以上。总轧制率为80％以上，由此，容易和后述的冷轧组合，使最终板组织成为平均长宽比为3以上的、沿轧制方向伸长的组织。另外，能够提高冷轧板及其DI成形体的强度。

(热轧的板厚)

热(精)轧完成后的合金板的板厚优选为1.8～3mm左右。通过将板厚设定为1.8mm以上，能够防止热轧板的表面性状(烧结、橘皮面等)及板厚侧面的恶化。另一方面，通过将板厚设定为3mm以下，能够防止制造冷轧板(通常，板厚：0.28～0.35mm左右)时的轧制率过高，从而抑制DI成形后的制耳率。

如上所述而得到的热轧板其Cu固溶量及Mg固溶量被控制在最适合的范围，所以平均制耳率被控制在规定的范围内。因此，不进行中间退火而冷轧，能够使冷轧板的平均制耳率减小到0～3.5％。另外，和后述的冷轧组合，使最终板组织形成为平均长宽比为3以上的、沿轧制方向伸长的组织，Cu固溶量和0.2μm以下的微细析出中Cu量的和作为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中的Cu量容易成为0.05～0.3％，Mg固溶量和0.2μm以下的微细析出中Mg量的和作为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中的Mg量容易成为0.75～1.6％。

(冷轧)

在冷轧工序中，不进行中间退火，进行利用多个道数的所谓直通轧制，优选将适合的轧制率设定为77～90％。通过不进行中间退火，将合计轧制率设定为77％以上，将最终板组织作为晶粒的平均长宽比为3以上的、沿轧制方向伸长的组织，Cu固溶量和0.2μm以下的微细析出中Cu量的和作为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中的Cu量容易成为0.05～0.3％，Mg固溶量和0.2μm以下的微细析出中Mg量的和作为通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的金属溶液中的Mg量容易成为0.75～1.6％。另外，能够进一步提高罐的耐压强度。加入中间退火时、或者合计轧制率降低时容易变为等轴粒，难以成为晶粒的平均长宽比为3以上的、沿轧制方向伸长的组织。

另一方面，轧制率超过90％时，虽然晶粒的平均长宽比增大，但是由于DI成形时的正耳(プラス耳)变得过大且强度变得过强，因此，DI成形时产生边部裂纹及罐底裂纹的可能性较大。

冷轧后的板厚设定为在瓶罐成形之后为0.28～0.35mm左右。

还有，在冷轧工序中，优选使用轧制支架两段以上串联配置的串联式轧机。通过使用这种串联式轧机，与用轧制支架为一段的进行反复通过(通板)冷轧到规定板厚的单式轧机相比，即使相同的合计冷轧率，也能够以少的通过(通板)次数完成，提高一次通板的轧制率。

因而，容易得到最终板组织沿晶粒的平均长宽比为3以上的轧制方向伸长的组织。

另外，与如现有技术在使用单式轧机的冷轧后实施二次退火的情况相比，能够以更低温并且连续地产生恢复而生成亚晶粒。但是，这样，若是通过冷轧产生恢复并充分地生成亚晶粒，轧机不限定于串联式轧机。

但是，在利用串联式轧机的冷轧中，一次通板中的轧制率提高，因此一次通板中的发热量增多。当该发热量过高时，Cu和Mg的析出物产生量，特别是在粗大析出物界面的析出物，因加工时的应变导入和发热而增加，其结果是存在不能确保Cu和Mg的固溶量及微细析出物量的可能性。

因此，在利用串联式轧机的冷轧中，优选为在冷轧工序中刚冷轧后的铝合金板的温度最上升时，将铝合金板强制冷却，并使冷轧后的铝板的温度不上升到超过200℃的温度。

作为这种冷轧时的铝合金板的强制的冷却方法，优选将通常使用的不含水的轧制油更换为水溶性油及水溶性润滑剂等乳化系，使用该乳化水溶液在不降低润滑性能的情况下使冷却性能被强化。

冷轧后，也可以根据需要以比再结晶温度更低的温度实行二次退火(最终退火)。实行二次退火时，加工组织恢复，DI成形性及罐底成形性提高。二次退火的温度优选为例如100～150℃左右，尤其是115～150℃左右。由于将温度设定为100℃以上，因此能够使加工组织充分地恢复。另一方面，由于温度设定为150℃以下，能够防止固溶元素的过量的析出，从而能够进一步提高DI成形性及凸缘成形性。

二次退火的时间优选设为4小时以下(尤其为1～3小时左右)。由于避免了过长时间退火，能够防止固溶元素的过量析出，从而能够进一步提高DI成形性。

但是，在利用所述的串联式轧机的冷轧中，由于能够以更低的温度且连续地产生恢复生成亚晶粒，因此，基本上不需要二次退火。

下面举实施例更详细地说明本发明，但不用说，本发明不受下述实施例限制，只要是在能够适合前、后所述的宗旨的范围适当地加以变更而实施的例子即可，这些都被包含在本发明的技术范围。

实施例1

只将铝合金作为熔解原料熔解成下表1所示的A～N成分组成的Al合金的熔液，使用DC铸造法制造板厚600mm、宽2100mm的铸锭。在表1中用“—”表示的元素含量表示在检测界限以下。

在该铸锭中，如表1所示，作为其它元素的总量，发明例、比较例都含有不可避免的杂质元素Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W，这些元素的含量的总和在0.01％以下。

按照表2所示的条件对该铸锭进行均热处理。均热处理是在第一次均热处理后，以表2所示的冷却速度冷却到室温之后进行再加热做第二次均热处理。在此，第一次均热条件的升温速度实质上指从使特性受影响的300℃到最高温度的升温速度。另外，第一次均热条件的冷却速度指从使特性受影响的最高温度到300℃的冷却速度。在该均热处理之后，作为热粗轧，使用支架数为1的可逆式热粗轧机；作为热精轧机，使用支架数为4的串联式热轧机进行热轧。此时，在热粗轧完成后开始热精轧的时间设定为3分钟以内。然后，共通制造热精轧后的板厚为2～2.5mm的铝合金热轧板。

将得到的热轧板不进行中间退火而利用辊支架为两段的串联式轧机仅由一次通板进行冷轧，共通制造最终板厚为0.3mm瓶罐体用板材(冷轧板)。此时，在利用串联式轧机的冷轧中，使用乳化水溶液将铝板强制冷却，以使刚冷轧之后的铝板温度不上升到超过250℃的温度。未实施该冷轧后的二次退火(最终退火)。

还有，仅比较例10的总冷轧率是相同的，但为了比较，用辊支架为1段的单式轧机进行二次通板，在第一次和第二次通板的通路之间实施150℃×1小时的中间退火。

从冷轧后的瓶罐体用板材(卷材)采集试验片，作为试验片的组织，利用各种所述的方法调查晶粒的平均长宽比及Cu固溶量、Mg固溶量。将这些结果表示于表3。

另外，作为试验片的高温特性，分别测定在室温的试验片表面的硬度和0.2％屈服点、及将试验片进行290℃×20秒热处理后的表面硬度和0.2％屈服点，求出在该热处理前后试验片表面的硬度变化(硬度减小量)ΔHv(Hv)。并且测定成形后的罐体烤硬后的椭圆变形量。这些结果也表示于表3。

(0.2％屈服点测定)

0.2％屈服点测定的拉伸试验按照JIS Z 2201进行，并且试验片形状按照JIS5号试验片进行制作，使试验片长度方向和轧制方向一致。另外，十字头速度为5mm/分钟，以一定速度进行直到试验片断裂。

(硬度测定)

冷轧板试料的硬度测定为：施加100g的荷重，用显微维氏硬度计测定四个部位的硬度值，硬度为这些值的平均值。

(椭圆变形评价)

椭圆变形的评价如后所述，将上述瓶罐体用板材进行DI成形后的瓶罐体洗净后，以罐的实体温度经过30秒达到300℃的条件进行烘烤之后，调查椭圆变形度。椭圆变形度调查在顺着圆周方向调查瓶罐体的口部直径，求出从其中的最大径减去最小径的量，将该量作为椭圆变形量(mm)，将其设定为N＝10罐的平均值进行评价。还有，该椭圆变形量为4mm以下时判定椭圆变形性为合格，椭圆变形量超过4mm时，在罐制造工序中的后工序的输送工序以及缩颈工序，产生逆转及卡住等不良，难以连续地进行罐的有效制造。

再者，作为瓶罐体用板材应满足的成形性，测定制耳率和DI(减薄拉深)成形性(成形时的断裂发生次数)并进行评价。这些结果也表示于表3。

(制耳率)

制耳率的调查为：从该瓶罐用板材采集坯料，涂敷润滑油〔D.A.Stuart社制、纳尔科147〕之后，由杯突试验机进行40％深冲试验形成杯状。进行试验的条件为：坯料直径＝66.7mm；冲头直径＝40mm；冲模侧肩部的R＝2.0mm；冲头的肩R＝3.0mm；防皱压＝400kgf。

测定在这样得到的杯的开口周缘部的八方向(以轧制方向为0°，0。方向、45°方向、90°方向、135°方向、180°方向、225°方向、270。方向及315°方向)产生的山谷的形状，算出平均制耳率。

平均制耳率的计算方法基于图1进行说明。图1是通过将瓶罐用板材进行DI成形得到的杯的展开图。在该展开图中，以轧制方向为0°，测定在0°、90°、180°及270°方向产生的耳的高度(T1、T2、T3、T4；称为负耳(マイナス—耳))，测定在45°、135°、225°及315°方向产生的耳的高度(Y1、Y2、Y3、Y4；称为正耳)。各高度Y1～Y4，T1～T4是距杯的底部的高度。然后由各测定值基于下式算出平均制耳率。

平均制耳率(％)＝〔{(Y1+Y2+Y3+Y4)—(T1+T2+T3+T4)}/

{1/2×(Y1+Y2+Y3+Y4+T1+T2+T3+T4)}〕×100

在作为本发明的对象的冷轧板中，平均制耳率接近于0时，虽然四个正耳(Y1～Y4)以及90°方向和270°方向的两个负耳(图1的T2、T4)的发达被抑制，但0°方向和180°方向的两个负耳(图1的T1、T3)的发达难以被抑制。于是，在仅仅减小平均制耳率的绝对值时，例如，在平均制耳率为—2～2％(绝对值为2％以下)时，即使平均制耳率为—2％以上不足0％，由于负耳(图1的T1、T3)的抑制不充分，深冲成形的防皱压也会集中于该两个负耳(图1的T1、T3)而发生刺耳、剪边等对生产产生不利的缺陷，平均制耳率为0～2％(正侧)时，由于也能够充分抑制剩余的两个负耳(图1的T1、T3)，从而，能够防止起因于剪边的罐体破坏。在本发明中，以+0％～+3.5％为容许范围。

(DI成形性)

由所述瓶罐体用板材(变化0.3mm)冲孔为直径156mm的坯料并成形为杯径92mm的杯，再通过深冲加工、减薄拉深及修剪以制罐速度300罐/分的速度制造瓶罐用DI罐体(内径φ66mm、高170mm、侧壁板厚103μm、侧壁前端部板厚165μm、最终第三减薄拉深率40％)。求出成形罐每5万罐的主体裂纹的发生个数来评价DI成形性。将所有不存在裂纹的罐体设定为◎(极其良好)、1罐以下有裂纹的罐体设定为○(良好)、2～4罐有裂纹的罐体设定为△(大体良好)、超过5罐有裂纹的罐体设定为×(不良)来评价。

如表3所示，发明例1～6具有本发明的成分组成，并且晶粒的平均长宽比为3以上，用前述的测定方法测得到Cu固溶量为0.05～0.3％，用前述的测定方法测得到Mg固溶量为0.75～1.6％。

该结果为：发明例1～6如表3所示，290℃×20秒热处理后(烘烤硬)的硬度变化ΔHv为30Hv以下，并且0.2％屈服点为210MPa以上，硬度减小及强度降低少，高温特性优良。

再者，发明例1～6的制耳率和DI成形性也优良。因而可知，显然，本发明中的高温特性的改良不会阻碍瓶罐用板材基本上应满足的成形性。

与之相对，比较例7～10虽然是本发明成分组成，但由于均热处理及热轧的条件偏离前述优选的条件，因此，晶粒的平均长宽比、Cu固溶量、Mg固溶量的某一个偏离。其结果为：与上述发明例相比，硬度减小及强度降低较大，高温特性恶劣。

比较例7的第二次均热温度过低。另外，热精轧终止温度过低。

比较例8热精轧终止温度过低。比较例9热精轧终止温度过低。比较例10是单式冷轧机，而且在冷轧中途实施中间退火。

比较例11～12用优选的制造条件制造。但是合金组成偏离本发明成分组成。其结果是，与上述发明例相比，硬度减小及强度降低较大，高温特性恶劣。另外成形性也降低。

从以上的结果可判明，本件第一发明的各要件的重大意义。

〔表1〕

*其他元素：Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W的总量

〔表2〕

〔表3〕

实施例2

只将铝合金作为熔解原料熔解成下述表4所示的A～N的成分组成的Al合金金属溶液，利用DC铸造法制造板厚600mm、宽2100mm的铸锭。在表4中用“—”表示的元素含量表示是检出界限以下的含量。

在该铸锭中，如表4所示，作为其它元素的总量，发明例、比较例都含有不可避免的杂质是Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W，这些元素的含量的总和0.03％以上。

按照表5所示的条件对该铸锭做均热处理。均热处理是在第一次均热处理后，以表5所示的冷却速度冷却到室温之后进行再加热做第二次均热处理。在此，第一次均热条件的升温速度实质上指从使特性受影响的300℃到最高温度的升温速度。另外，第一次均热条件的冷却速度指从使特性受影响的最高温度到300℃的冷却速度。在该均热处理之后，作为热粗轧，使用支架数为1的可逆式热粗轧机；作为热精轧机，使用支架数为4的串联式热轧机进行热轧。此时，在热粗轧完成后开始热精轧的时间设定为3分钟以内，为了控制所述各向异性指标，按表5所示控制该卷绕时的平均张力。然后，共同制造热精轧后的板厚为2～2.5mm的铝合金热轧板。

将得到的热轧板不做中间退火而利用辊支架为两段的串联式轧机只在一次通板中进行冷轧，共通制造最终板厚为0.3mm瓶罐体用板材(冷轧板)。此时，在利用串联式轧机的冷轧中，将刚冷轧之后的铝板温度控制在130～200℃。未进行该冷轧后的二次退火(最终退火)。

只有比较例110的总冷轧率是相同的，但为了比较，用辊支架为1段的单式轧机进行二次通板，在第一次和第二次通板的通路之间实施150℃×1小时的中间退火。

从冷轧后的瓶罐体用板材(卷材)采集试验片，作为试验片的组织，调查晶粒的平均长宽比及拉伸特性。将这些结果表示于表6。

另外，作为试验片的高温特性，分别测定在室温的试验片表面的硬度和0.2％屈服点、及将试验片进行290℃×20秒热处理后的表面硬度和0.2％屈服点，求出在该热处理前后试验片表面的硬度变化(硬度减小量)ΔHv(Hv)。拉伸试验按照下述的拉伸条件，但在相对于轧制方向0°方向进行。利用下述条件还测定成形后的罐体烤硬后的椭圆变形量。这些结果也表示于表6。

(利用拉伸试验测定各向异性)

按照JIS Z 2201进行试验片的拉伸试验，同时，试验片形状按照JIS5号试验片进行。十字头速度为5mm/分钟，以一定速度进行直到试验片断裂。此时，分别准备将试验片长度方向分别设定为相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的试验片，求出各试验片的拉伸强度和n值。然后求出这些拉伸强度内的最大值和最小值的差(MPa)，分别求出这些n值(应变量为2～4％之间)内的最大值和最小值的差。另外，也求出这些拉伸强度和n值的、上述各方向的平均值。

(硬度测定)

冷轧板试料的硬度测定为：施加100g的荷重，用显微维氏硬度计测定四个部位的硬度值，硬度为这些值的平均值。

(椭圆变形评价)

椭圆变形的评价如后所述，将上述瓶罐体用板材进行DI成形后的瓶罐体洗净后，以罐的实体温度经过30秒达到300℃的条件进行烘烤之后，调查椭圆变形度。椭圆变形度调查在顺着圆周方向调查瓶罐体的口部直径，求出从其中的最大径减去最小径的量，将该量作为椭圆变形量(mm)，将其设定为N＝10罐的平均值进行评价。该椭圆变形量为4mm以下则判定为椭圆变形性合格。该椭圆变形量超过4mm时，在罐制造工序中的后工序的输送工序以及缩颈工序，产生逆转及卡住等不良，难以连续地进行罐的有效制造。

再者，作为瓶罐体用板材应满足的成形性，测定制耳率和DI(减薄拉深)成形性(成形时的断裂发生次数)并进行评价。这些结果也表示于表6。

(制耳率)

和实施例1相同，制耳率的调查为：从该瓶罐用板材采集原材，涂敷润滑油〔D.A.Stuart社制、纳尔科147〕之后，由冲杯突试验机进行40％深冲试验形成杯状。试验条件和实施例1相同算出平均制耳率。

(DI成形性)

和实施例1同样，求出成形罐每5万罐的主体裂纹的发生个数来评价DI成形性。将所有不存在裂纹的罐体设定为◎(极其良好)、1罐以下有裂纹的罐体设定为○(良好)、2～4罐有裂纹断裂的罐体设定为△(大体良好)、超过5罐有裂纹的罐体设定为×(不良)来评价。

如表6所示，发明例101～106具有本发明的成分组成，并且具有：晶粒的平均长宽比为3以上，相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸强度内最大值和最小值的差为25MPa以下，通过相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸试验测得的n值内、最大值和最小值的差为0.03以下的各向异性小的组织。

该结果为：发明例101～106如表6所示，290℃×20秒热处理后(烤硬后)的硬度变化ΔHv为30Hv以下，并且0.2％屈服点为215MPa以上，硬度减小及强度降低少，高温特性优良。

再者，发明例101～106的制耳率和DI成形性也优良。因而，可判明本发明中的高温特性的改良不会阻碍瓶罐用板材基本上应满足的成形性。

从以上的结果可判明，本件第二发明的各要件的重大意义。

〔表4〕

*其他元素：Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W的总量

〔表5〕

〔表6〕

*1 抗拉强度的各向异性：相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸强度内、最大值和最小值的差

*2 n值的各向异性：通过相对于轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸试验测得的n值内、最大值和最小值的差

实施例3

除铝合金以外也将罐材废铁等作为熔解原料使用，熔解成下述表7所示的A～N成分组成的Al合金金属溶液，利用DC铸造法制造板厚600mm、宽2100mm的铸锭。在表7中用“—”表示的元素含量表示是检出界限以下的含量。

在该铸锭中，如表7所示，作为其它元素的总量，发明例、比较例都含有不可避免的杂质是Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W，这些元素的含量的总和0.03％以上。

因此，首先根据主要构成元素(Mn、Mg、Fe、Cu、Si)及选择性的添加元素的各成分平衡的设计，进行满足作为瓶罐用铝合金冷轧板所要求的强度、成形性等的合金设计。其后，进行用于进行ΔT的控制的、各热力学的平衡状态图计算，计算铝的固液共存温度范围ΔT，进行合金设计或者修正。然后作为所述表7表示的实际的A～N的铝合金成分组成。

按照表8所示的条件对这些成分组成的铸锭做均热处理。均热处理是在第一次均热处理后，以表8所示的冷却速度冷却到室温之后进行再加热做第二次均热处理。

在此，第一次均热条件的升温速度实质上指从使特性受影响的300℃到最高温度的升温速度。另外，第一次均热条件的冷却速度指从使特性受影响的最高温度到300℃的冷却速度。在该均热处理之后，作为热粗轧，使用支架数为1的可逆式热粗轧机；作为热精轧机，使用支架数为4的串联式热轧机进行热轧。此时，在热粗轧完成后开始热精轧的时间设定为3分钟以内。然后，共同制造热精轧后的板厚为2.5mm的铝合金热轧板。

将得到的热轧板不做中间退火而利用辊支架为两段的串联式轧机只在一次通板中进行冷轧，共同制造最终板厚为0.3mm瓶罐体用板材(冷轧板)。此时，在利用串联式轧机的冷轧中，用乳化水溶液使铝板强制性冷却，使刚冷轧之后的铝板温度不上升到超过250℃的温度。未进行该冷轧后的二次退火(最终退火)。

只有比较例210的总冷轧率是相同的，但为了比较，用辊支架为1段的单式轧机进行二次通板，在第一次和第二次通板的通路之间实施150℃×1小时的中间退火。

从冷轧后的瓶罐体用板材(卷材)采集试验片，作为试验片的组织，用各种前述的测定方法通过差示热分析，调查晶粒的平均长宽比、0.5μm以上的金属间化合物的平均尺寸(板厚中央部)、固液共存温度范围ΔT。将这些结果表示于表9。

另外，作为试验片的高温特性，分别测定在室温的试验片表面的硬度和0.2％屈服点、及将试验片进行290℃×20秒热处理后的表面硬度和0.2％屈服点，求出在该热处理前后试验片表面的硬度变化(硬度减小量)ΔHv(Hv)。还测定成形后的罐体烤硬后的椭圆变形量。这些结果也表示于表9。

(0.2％屈服点测定)

0.2％屈服点测定的拉伸试验按照JIS Z 2201进行，同时，试验片形状按照JIS5号试验片进行试制以使试验片长度方向和轧制方向一致。另外，十字头速度为5mm/分钟，直到试验片断裂以一定速度进行。

(硬度测定)

和实施例1同样，冷轧板试料的硬度测定为：施加100g的荷重，用显微维氏硬度计测定四个部位的硬度值，硬度为这些值的平均值。

(椭圆变形评价)

椭圆变形的评价如后所述，进行和实施例1同样的评价。

再者，作为瓶罐体用板材应满足的成形性，测定制耳率和DI(减薄拉深)成形性(成形时的裂纹发生次数)并进行评价。这些结果也表示于表9。

(制耳率)

和实施例1相同，制耳率的调查为：从该瓶罐用板材采集坯料，涂敷润滑油〔D.A.Stuart社制、纳尔科147〕之后，由冲杯突试验机进行40％深冲试验形成杯状。试验条件为：原材直径＝66.7mm；冲头直径＝40mm；冲模侧肩部的R＝2.0mm；冲头的肩R＝3.0mm；防皱压＝400kgf。

测定在这样得到的杯的开口周缘部的八方向(以轧制方向为0°，0°方向、45°方向、90°方向、135°方向、180°方向、225°方向、270°方向及315°方向)产生的山谷的形状，算出平均制耳率。

评价制耳率的计算方法如实施例1所示。

(DI成形性)

和实施例1同样，求出成形罐每5万罐的主体裂纹的发生个数来评价DI成形性。将所有不存在裂纹的罐体设定为◎(极其良好)、1罐以下有裂纹的罐体设定为○(良好)、2～4罐有裂纹的罐体设定为△(大体良好)、超过5罐有裂纹的罐体设定为×(不良)来评价。

如表9所示，发明例201～206具有本发明的成分组成，并且具有：晶粒的平均长宽比为3以上、0.5μm以上的分散粒子的平均粒子尺寸为5μm以下、表示铝的液相和固相的固液共存温度范围的ΔT为40℃以下的组织。

该结果为：发明例201～206如表9所示，290℃×20秒热处理后(烤硬后)的硬度变化ΔHv为30Hv以下，并且0.2％屈服点为270MPa以上，硬度减小及强度降低少，高温特性优良。

再者，发明例201～206的制耳率和DI成形性也优良。因而，可判明本发明中的高温特性的改良不会阻碍瓶罐用板材基本上应满足的成形性。

与之相对，比较例207～210虽然是本发明成分组成，但由于均热处理及热轧的条件偏离前述优选的条件，因此，晶粒的平均长宽比、0.5μm以上的分散粒子的平均粒子尺寸、ΔT的某一个成为偏离本发明的规定的组织。其结果为：与上述发明例相比，硬度减小及强度降低较大，高温特性恶劣。

比较例207的第二次均热温度过低。另外，热精轧终止温度过低。比较例208热精轧终止温度过低。比较例209热精轧终止温度过低。比较例210是单式冷轧机，而且在冷轧中途实施了中间退火。

比较例211～220用优选的制造条件制造。但是合金组成偏离本发明成分组成。因此，晶粒的平均长宽比、0.5μm以上的分散粒子的平均粒子尺寸、ΔT的某一个成为偏离本发明的规定的组织。其结果是，与上述发明例相比，硬度减小及强度降低较大，高温特性恶劣。另外，成形性也降低。

从以上的结果可判明，本发明的各必要条件的重大意义。

〔表7〕

*其他元素：Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W的总量

〔表8〕

〔表9〕

如以上说明，本发明以DI加工等成形性的确保为前提，即使对于更高温化短时间化的高速化热处理，也能够在防止涂装热处理时的热变形、确保热处理后的罐强度的同时，提供能够得到真圆度高的瓶罐的、高温特性优良的瓶罐用铝合金冷轧板。因而，即使在象瓶罐那样的薄壁内进行热处理，也可求得没有强度降低及变形的瓶罐，而且在必须维持其成形性的严格的要求特性用途中也适用。

Claims (11)

1、一种高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，以质量％计含有Mn：0.7～1.5％、Mg：0.8～1.7％、Fe：0.1～0.7％、Si：0.05～0.5％、Cu：0.1～0.6％，余量是Al及不可避免的杂质，并且，晶粒组织形成为在板厚方向中央部的上表面观察到的晶粒的平均长宽比为3以上的沿轧制方向伸长的组织，Cu固溶量为0.05～0.3％，该Cu固溶量是通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的溶液中的Cu量，Mg固溶量为0.75～1.6％，该Mg固溶量是通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的溶液中的Mg量。

2、如权利要求1所述的高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，所述铝合金板的与轧制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸强度内的最大值和最小值的差为25MPa以下，与轧制方向成0°、45°、90°的各方向的拉伸试验的n个值中的最大值和最小值的差为0.03以下。

3、如权利要求1所述的高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，在所述铝合金板的组织中0.5μm以上的分散粒子的观察中，分散粒子的平均粒子尺寸为5μm以下，此外，表示铝的液相和固相的固液共存温度范围的ΔT为40℃以下。

4、如权利要求1～3中任一项所述的高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，所述铝合金板还含有从Cr：0.001～0.3％、Zn：0.05～1.0％中选择的一种或两种。

5、如权利要求1或3所述的高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，所述铝合金板还含有0.005～0.2％的Ti，或者0.005～0.2％的Ti和0.0001～0.05％的B。

6、如权利要求1～3中任一项所述的高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，所述铝合金板的Mn固溶量为0.12～0.38％，该Mn固溶量是通过利用热苯酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0.2μm的析出物分离的溶液中的Mn量。

7、如权利要求1或3所述的高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，对所述铝合金板进行290℃×20秒热处理时，该热处理前后的铝合金板的硬度变化ΔHv为30Hv以下，该热处理后的铝合金板的0.2％屈服点为215MPa以上。

8、如权利要求1或3所述的高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，所述铝合金板是不对热轧板进行中途退火而冷轧到最终板厚的冷轧板。

9、一种高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，以质量％计含有Mn：0.7～1.5％、Mg：0.8～1.7％、Fe：0.1～0.7％、Si：0.05～0.5％、Cu：0.1～0.6％，余量是Al及不可避免的杂质，并且，晶粒组织形成为在板厚方向中央部的上表面观察到的晶粒的平均长宽比为3以上的沿轧制方向伸长的组织，此外，相对于轧制方向成0°、45°、90°的各方向的拉伸强度内的最大值和最小值的差为25MPa以下，与轧制方向成0°、45°、90°的各方向的拉伸试验的n个值中的最大值和最小值的差为0.03以下。

10、一种高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，以质量％计含有Mn：0.7～1.5％、Mg：0.8～1.7％、Fe：0.1～0.7％、Si：0.05～0.5％、Cu：0.1～0.6％，余量是Al及不可避免的杂质，并且，晶粒组织形成为在板厚方向中央部的上表面观察到的晶粒的平均长宽比为3以上的沿轧制方向伸长的组织，在该组织的0.5μm以上的分散粒子观察中，分散粒子的平均粒子尺寸为5μm以下，此外，表示铝的液相和固相的固液共存温度范围的ΔT为40℃以下。

11、如权利要求9或10所述的高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，所述铝合金板还含有从Cr：0.001～0.3％、Zn：0.05～1.0％中选择的一种或两种。

12、如权利要求9或10所述的高温特性优良的瓶罐用铝合金板，其特征在于，所述铝合金板还含有0.005～0.2％的Ti，或者0.005～0.2％的Ti和0.0001～0.05％的B。

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